0.   引言

隨著重型煤礦機(jī)械、挖掘機(jī)、裝載機(jī)等設(shè)備向輕量化發(fā)展,高級(jí)別NM500耐磨鋼的需求量逐年增加。耐磨工件工作時(shí)大多會(huì)經(jīng)歷大沖擊、大壓力及大位移變形,反復(fù)承受高能量撞擊,經(jīng)常產(chǎn)生塑性變形或斷裂失效[1]。為此,2023年5月實(shí)施的GB/T 24186—2022標(biāo)準(zhǔn)在原標(biāo)準(zhǔn)（GB/T 24186—2009）僅規(guī)定表面布氏硬度指標(biāo)的基礎(chǔ)上,增加了低溫沖擊能量及抗拉強(qiáng)度技術(shù)指標(biāo),要求NM500鋼除了具有高的表面硬度外,還要兼具高強(qiáng)度以及高韌性。 

目前,500 HB級(jí)耐磨鋼多采用鉻、鉬、鎳或鉻、鉬、鈮合金體系[2],合金元素種類多且含量高,這勢(shì)必增加生產(chǎn)成本[3]；另外,由于冶煉、壓延及熱處理工藝間耦合性差,耐磨鋼存在硬度余量小而不耐磨、強(qiáng)韌性匹配低而壽命短等問題。在目前原材料價(jià)格上漲等眾多要素導(dǎo)致的嚴(yán)峻形勢(shì)下,合金元素減量化并匹配合適的制造工藝,是生產(chǎn)低成本高性能NM500鋼的一個(gè)重要方向。鑒于此,作者以日鋼營(yíng)口中板有限公司生產(chǎn)的Cr-Mo-B系NM450鋼板為基礎(chǔ),通過微調(diào)合金含量,耦合潔凈鋼生產(chǎn)技術(shù)制備了20 mm厚NM500耐磨鋼板,研究了淬火溫度和回火溫度對(duì)其顯微組織和性能的影響,得到最佳的熱處理工藝,以期為耐磨鋼材料的開發(fā)和研究提供試驗(yàn)參考。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

以日鋼營(yíng)口中板有限公司生產(chǎn)的Cr-Mo-B系NM450鋼板為基礎(chǔ),通過微調(diào)合金元素含量得到的NM500耐磨鋼化學(xué)成分見表1。成分調(diào)整依據(jù)如下：碳是鋼中的基本元素,也是高硬度的主要貢獻(xiàn)元素,但含量過高會(huì)影響塑韌性以及焊接性,過低會(huì)影響硬度,耐磨性也不佳；硅可提高奧氏體穩(wěn)定性,但高于質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.50%時(shí)會(huì)使鋼的脆性增加,甚至導(dǎo)致其耐腐蝕性能降低；錳可擴(kuò)大奧氏體溫度區(qū)間,但會(huì)加劇板坯中心偏析,進(jìn)而影響軋材的強(qiáng)韌性,故采用低錳設(shè)計(jì)；控制有害元素磷、硫的含量,以防止發(fā)生冷脆和熱脆,并抑制形成硫化錳夾雜物；鉻、鉬可提高鋼的淬透性,改善淬火后的強(qiáng)度以及低溫韌性,并在回火時(shí)具有抗高溫軟化能力；加入極少量的硼,可降低奧氏體的成核率,顯著提高淬透性[4],實(shí)現(xiàn)等效替代其他貴元素的作用；加入微量的鈦,可以優(yōu)先固氮,避免活潑性高的硼與氮結(jié)合為氮化硼而減弱鋼的淬透性。 

20 mm厚NM500鋼板的主要工藝路線：鐵液預(yù)處理→轉(zhuǎn)爐冶煉→鋼包精煉（LF）→真空循環(huán)脫氣精煉（RH）→250 mm×1 500 mm連鑄機(jī)連鑄→步進(jìn)式爐中加熱→高壓水除鱗→雙架5 000 mm寬軋機(jī)粗精軋→空冷→淬火→回火。鐵液預(yù)處理時(shí)采用磷質(zhì)量分?jǐn)?shù)不大于0.10%的低磷鐵液,入爐前脫硫扒渣,硫質(zhì)量分?jǐn)?shù)不大于0.010%；轉(zhuǎn)爐雙渣法冶煉時(shí),渣厚低于50 mm,采用大密度擋渣錐嚴(yán)控出鋼下渣；LF精煉過程采用白渣操作,為提升渣系吸附夾雜物效果,造渣成分FeO與MnO質(zhì)量分?jǐn)?shù)之和不高于1.1%,Al2O3質(zhì)量分?jǐn)?shù)不低于24%,CaO與Al2O3的質(zhì)量比在1.7~1.9；RH爐的真空處理時(shí)間大于15 min,真空度不大于67 Pa,充分去除氫、氧、氮有害成分,解除真空后進(jìn)行鈣化處理,凈吹氬氣時(shí)間大于10 min；連鑄中間包過熱度為22 ℃,標(biāo)準(zhǔn)拉速為0.80 m·min−1,全程保護(hù)澆注,投入二冷區(qū)后進(jìn)行電磁攪拌及凝固末端輕壓下。按照YB/T 4003—2016對(duì)鑄坯進(jìn)行冷酸蝕低倍檢驗(yàn),如圖1所示,鑄坯中心偏析C類1.0級(jí),內(nèi)部質(zhì)量較好。為防止冷態(tài)板坯快速升溫開裂,采用熱坯熱裝方式進(jìn)行1 200~1 260 ℃高溫加熱,保溫時(shí)間為160~190 min,出爐后進(jìn)行高水壓慢輥速除鱗；粗軋階段開軋溫度高于1 050 ℃,粗軋展寬后末3道次的壓下量均大于40 mm,精軋階段總壓下率不低于70%,精軋開軋溫度低于900 ℃,軋后空冷至室溫。將軋制后的鋼板在無(wú)氧化輥底式爐中進(jìn)行淬回火處理,采用輥壓式淬火機(jī)進(jìn)行總水量5 000 m3·h−1淬火冷卻。結(jié)合工業(yè)爐加熱效果以及Cr-Mo-B系NM450鋼板成熟的工藝制度（880 ℃×20 min淬火以及220 ℃×15 min回火）,對(duì)相近成分體系的試驗(yàn)鋼板進(jìn)行880,900,920 ℃保溫20 min的淬火處理,對(duì)920 ℃淬火的鋼板進(jìn)行200,250,300,350,400 ℃保溫15 min的回火處理。 

圖  1  試驗(yàn)鑄坯的低倍組織

Figure  1.  Low magnification structure of test casting

在淬火及回火態(tài)試驗(yàn)鋼上截取橫剖面金相試樣,經(jīng)研磨、拋光后,用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸乙醇溶液腐蝕,利用ZEISS EVO18型光學(xué)顯微鏡（OM）觀察顯微組織,采用JSM-6480LV型掃描電鏡（SEM）觀察碳化物微觀形貌,并用SEM附帶的能譜儀（EDS）進(jìn)行微區(qū)成分分析。對(duì)淬火態(tài)試樣重新拋光后用80 ℃飽和苦味酸溶液腐蝕10 min,用OM觀察晶粒形貌,采用截線法評(píng)定奧氏體晶粒度。在板寬1/4處切取表面尺寸為160 mm×600 mm的樣坯,按照GB/T 2975—2018加工出標(biāo)距為50 mm的板狀拉伸試樣、尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的夏比V型缺口沖擊試樣以及尺寸為20 mm×30 mm×300 mm的全厚度彎曲試樣,在MST810型材料疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)（拉伸速度0.025 mm·s−1）,在ZBC2602型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行−20 ℃沖擊試驗(yàn),在BHT5206型彎曲試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行180°彎曲試驗(yàn)（壓頭直徑80 mm,下壓速度1.0 mm·s−1）。采用SEM觀察沖擊斷口形貌。采用HB3000型布氏硬度計(jì)測(cè)表面硬度,載荷為29 420 N,保載時(shí)間為15 s。按照GB/T 12444—2006,在回火態(tài)試驗(yàn)鋼上加工出尺寸為?4 mm×25 mm的標(biāo)準(zhǔn)試樣,將試樣表面打磨光滑,在ML-10型磨料磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫磨損試驗(yàn),磨料為180#碳化硅水砂紙,施加14.7 N載荷將試樣的端面垂直緊壓在砂紙磨盤表面,磨盤轉(zhuǎn)速為60 r·min−1,試樣作徑向進(jìn)給,進(jìn)給量為2 mm,起始半徑為15 mm,終止半徑為113 mm,磨損行程為19.69 m,采用精度為0.1 mg的電子天平稱取磨損前后試樣質(zhì)量,測(cè)3次取平均值,計(jì)算磨損質(zhì)量損失。 

2.   試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1   不同溫度淬火后的組織與性能

由圖2可見,不同溫度淬火后試驗(yàn)鋼的組織區(qū)別較大。880 ℃淬火后得到板條馬氏體和較多未溶鐵素體組成的混合組織。900 ℃淬火時(shí),由于鉻、鉬、硼等奧氏體穩(wěn)定元素的作用以及淬火溫度的提高,淬透性增強(qiáng),未溶鐵素體明顯減少,馬氏體板條內(nèi)近似平行排列的板條結(jié)構(gòu)開始變得細(xì)長(zhǎng)。當(dāng)淬火溫度升高至920 ℃時(shí),試驗(yàn)鋼為全板條馬氏體組織,馬氏體束呈不規(guī)則方向延伸分布。800,900,920 ℃淬火時(shí)的奧氏體晶粒度分別為8.5,10.0,9.0級(jí),即隨淬火溫度升高,晶粒尺寸先減小后略微增大。在淬火過程中,由于第二相粒子的釘扎晶界作用,奧氏體晶粒長(zhǎng)大緩慢[5]。此外,匹配5 000 mm軋機(jī)的控軋大壓下策略,也使得Cr-Mo-B系耐磨鋼的奧氏體晶粒度均可達(dá)到8.0級(jí)以上。 

圖  2  不同溫度淬火后試驗(yàn)鋼的顯微組織及奧氏體晶粒形貌

Figure  2.  Microstructures (a, c, e) and austenite grain morphology (b, d, f) of test steel after quenching at different temperatures

由圖3可見：隨淬火溫度升高,淬火態(tài)試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度增大,斷后伸長(zhǎng)率降低,但都滿足GB/T 24186—2022標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的抗拉強(qiáng)度不低于1 350 MPa,斷后伸長(zhǎng)率不低于7%的要求；−20 ℃沖擊吸收能量與表面硬度均隨淬火溫度升高呈增大趨勢(shì),不同淬火溫度下的低溫沖擊韌性均滿足GB/T 24186—2022標(biāo)準(zhǔn)中沖擊吸收能量不低于21 J的要求,除880 ℃淬火外其他淬火溫度下的試樣鋼表面硬度均滿足不低于470 HBW的要求。可知,試驗(yàn)鋼在900~920 ℃淬火后的綜合力學(xué)性能較好。 

圖  3  不同溫度淬火后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

Figure  3.  Mechanical properties of test steel after quenching at different temperatures: (a) tensile strength and percentage elongation after fracture and (b) −20 ℃ impact absorbed energy and surface hardness

由圖4可見,不同溫度淬火后試驗(yàn)鋼的沖擊斷口中均出現(xiàn)一定程度的撕裂棱。880 ℃淬火后的斷口形貌以解理面和準(zhǔn)解理面為主,并存在少量較淺的韌窩,此時(shí)斷裂形式為脆性斷裂,對(duì)應(yīng)沖擊吸收能量?jī)H為33 J。900 ℃淬火后韌窩的尺寸和深度開始增大,斷口以準(zhǔn)解理形貌為主,沖擊吸收能量增大至47 J,韌性明顯提高。繼續(xù)提高淬火溫度至920 ℃后,韌窩數(shù)量明顯增多,同時(shí)尺寸變大而深,斷裂形式為微孔聚集型韌性斷裂[6],沖擊吸收能量隨之提升至51 J。在880 ℃淬火時(shí),由于奧氏體相變不完全,在馬氏體間彌散分布較多的軟相鐵素體,此時(shí)表現(xiàn)為斷后伸長(zhǎng)率高而硬度不足[7-8],同時(shí)由于馬氏體和鐵素體組織的形變系數(shù)不同,在承受外部載荷作用時(shí),相界面處易形成應(yīng)力集中而優(yōu)先開裂,導(dǎo)致強(qiáng)度及韌性較低。在920 ℃淬火時(shí),雖然奧氏體晶粒度降低了1.0級(jí),但此時(shí)組織為全馬氏體,因此對(duì)應(yīng)的硬度及強(qiáng)韌性最高。 

圖  4  不同溫度淬火后試驗(yàn)鋼的沖擊斷口形貌

Figure  4.  Impact fracture morphology of test steel after quenching at different temperatures

2.2   不同溫度回火后的組織與性能

由圖5可見,200~400 ℃回火后試驗(yàn)鋼的組織主要為回火馬氏體和少量殘余奧氏體,馬氏體板條界和原奧氏體晶界處由于碳析出而呈現(xiàn)較亮的白色襯度。在200~250 ℃回火后,馬氏體板條清晰且細(xì)長(zhǎng)；當(dāng)回火溫度高于250 ℃后,板條結(jié)構(gòu)不再清晰,板條邊界模糊；在400 ℃回火時(shí)板條合并變寬,基本無(wú)窄細(xì)型的板條結(jié)構(gòu)。 

圖  5  920 ℃淬火試驗(yàn)鋼在不同溫度回火后的顯微組織

Figure  5.  Microstructures of 920 ℃ quenched test steel after tempering at different temperatures

由圖6可見：200 ℃回火后,試驗(yàn)鋼組織中奧氏體晶界模糊,馬氏體板條輕微鈍化,此時(shí)有少量碳原子從馬氏體中析出并與鐵原子結(jié)合形成碳化物；隨回火溫度繼續(xù)升高,馬氏體分解加劇,板條邊界不斷模糊并部分消失,同時(shí)伴有大量細(xì)小均勻的碳化物顆粒從基體中析出。用EDS測(cè)得,200 ℃回火后基體的成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為22.25C,77.75Fe,400 ℃回火后的成分為5.53C,94.47Fe,可知與200 ℃回火后的基體相比,400 ℃回火后基體中碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)明顯降低,這是由于在高溫下碳原子擴(kuò)散能力更強(qiáng),導(dǎo)致碳化物析出量更多,基體中固溶碳含量降低。 

圖  6  920 ℃淬火試驗(yàn)鋼在不同溫度回火后的微觀形貌

Figure  6.  Micromorphology of test steel quenched at 920 ℃ and tempered at different temperatures

由圖7可見：相比淬火態(tài),不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度、沖擊吸收能量及表面硬度均出現(xiàn)一定程度下降,而斷后伸長(zhǎng)率明顯提升；隨回火溫度升高,試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度整體呈降低趨勢(shì),斷后伸長(zhǎng)率呈先降后增再降的趨勢(shì),−20 ℃沖擊吸收能量和表面硬度均呈降低趨勢(shì)。在200 ℃回火時(shí),試驗(yàn)鋼的各項(xiàng)性能均較好,隨回火溫度升高,抗拉強(qiáng)度開始顯著降低,雖然在300 ℃時(shí)有小幅提升,但此時(shí)表面硬度（468 HBW）已不滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。當(dāng)回火溫度達(dá)到300~400 ℃范圍時(shí),強(qiáng)度、硬度大幅下降,低溫韌性嚴(yán)重惡化,沖擊吸收能量?jī)H為21~30 J。對(duì)比可知,試驗(yàn)鋼在200 ℃回火后的硬度高、強(qiáng)韌性匹配較好,完全達(dá)到GB/T 24186—2022標(biāo)準(zhǔn)要求。 

圖  7  920 ℃淬火試驗(yàn)鋼在不同溫度回火后的力學(xué)性能

Figure  7.  Mechanical properties of test steel quenched at 920 ℃ and tempered at different temperatures: (a) tensile strength and percentage elongation after fracture and (b) −20 ℃ impact absorbed energy and surface hardness

彎曲試驗(yàn)后,發(fā)現(xiàn)僅200,250 ℃回火試樣未發(fā)生斷裂。由圖8可以看出,250 ℃回火后的彎曲試樣外表面出現(xiàn)密集的細(xì)小裂紋,而200 ℃回火后的外表面無(wú)任何裂紋。按GB/T 232—2010標(biāo)準(zhǔn)評(píng)定,僅200 ℃回火后的試驗(yàn)鋼的彎曲性能合格。 

圖  8  920 ℃淬火試驗(yàn)鋼在不同溫度回火后彎曲試樣的外觀

Figure  8.  Appearance of bending samples of test steel quenched at 920 ℃ and tempered at different temperatures

200 ℃低溫回火后,試驗(yàn)鋼基體內(nèi)仍存在大量固溶的過飽和碳原子,但相比淬火態(tài)試驗(yàn)鋼固溶量減少,因此硬度及強(qiáng)韌性略有下降。在300~400 ℃高溫回火時(shí),原子擴(kuò)散、聚集、合并及重組驅(qū)動(dòng)力增強(qiáng),馬氏體分解加快,析出的大量碳化物將成為滲碳體的形核點(diǎn)[9-10],滲碳體隨溫度升高不斷長(zhǎng)大粗化,降低了界面強(qiáng)度使得界面易形成裂紋擴(kuò)展通道,此時(shí)滲碳體的彌散強(qiáng)化影響已遠(yuǎn)不足以抑制碳固溶強(qiáng)化作用的減弱[11],因此試驗(yàn)鋼強(qiáng)度不斷下降。此外,因基體中碳原子連續(xù)析出,對(duì)位錯(cuò)的釘扎效應(yīng)減弱,位錯(cuò)密度不斷降低[12],對(duì)裂紋的阻礙作用減弱,試驗(yàn)鋼出現(xiàn)回火脆性,其低溫韌性及彎曲性能也逐漸惡化。 

200,400 ℃回火后試樣的磨損質(zhì)量損失分別為39.6,60.4 mg。用磨損質(zhì)量損失的倒數(shù)表征耐磨性[13],計(jì)算得到200 ℃回火后的耐磨性是400 ℃回火后的1.53倍。由圖9可以看出：200 ℃回火后試驗(yàn)鋼的磨損表面存在幾條犁溝,但犁溝及周圍的犁皺整體較光滑平坦,抵抗變形能力較強(qiáng)；400 ℃回火后的磨損表面凹凸起伏大,犁溝明顯粗而寬,同時(shí)伴隨著塑性變形和微裂紋,磨損嚴(yán)重。材料耐磨性能通常與其硬度和塑韌性有關(guān)：硬度越高,塑韌性越好[14],耐磨性能越好。隨回火溫度升高,碳原子擴(kuò)散加速,基體中碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低,同時(shí)小尺寸的滲碳體不斷聚集粗化,這些均會(huì)導(dǎo)致基體的硬度和強(qiáng)韌性大幅下降[15],從而加重磨損程度。 

圖  9  920 ℃淬火試驗(yàn)鋼在不同溫度回火后的磨損表面形貌

Figure  9.  Wear surface morphology of 920 ℃ quenched test steel after tempering at different temperatures

3.   結(jié)論

（1）隨著淬火溫度的升高,試驗(yàn)鋼組織中未溶鐵素體減少,淬透性增強(qiáng),在920 ℃淬火后為全板條馬氏體組織,奧氏體晶粒先細(xì)化后略微增大,在控軋大壓下及第二相粒子釘扎晶界作用下奧氏體晶粒度均達(dá)到8.0級(jí)以上；隨淬火溫度升高,淬火態(tài)試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度、−20 ℃沖擊吸收能量與表面硬度均增大,而斷后伸長(zhǎng)率降低,除了880 ℃淬火后的表面硬度不滿足NM500鋼標(biāo)準(zhǔn)要求外,其他條件下的力學(xué)性能均滿足要求；試驗(yàn)鋼在900~920 ℃淬火溫度下的綜合力學(xué)性能較好。 

（2）920 ℃淬火再經(jīng)200 ℃回火后試驗(yàn)鋼組織中僅析出少量碳化物,提高回火溫度后,碳原子擴(kuò)散能力增強(qiáng),馬氏體分解加劇,基體中固溶碳含量明顯降低,碳化物增多。相比淬火態(tài),回火態(tài)的抗拉強(qiáng)度、沖擊吸收能量及表面硬度均下降,而斷后伸長(zhǎng)率明顯提升；隨回火溫度升高,抗拉強(qiáng)度整體呈降低趨勢(shì),斷后伸長(zhǎng)率先降后增再降,−20 ℃沖擊吸收能量和表面硬度均降低。彎曲試驗(yàn)后,僅200 ℃回火試樣未發(fā)生斷裂且表面無(wú)微裂紋產(chǎn)生。200 ℃回火后的磨損質(zhì)量損失明顯小于400 ℃回火后,磨損表面相對(duì)平坦,僅存在細(xì)而淺的犁溝。 

（3）經(jīng)920 ℃淬火和200 ℃回火處理后試驗(yàn)鋼的綜合性能最好,表面硬度為496 HBW,抗拉強(qiáng)度為1 552 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為15.0%,−20 ℃沖擊吸收能量為46 J,180°冷彎性能合格,滿足GB/T 24186—2022標(biāo)準(zhǔn)要求。

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